(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．３％、
Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、
Ｐ  ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．００５〜０．０５％、
Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｎ  ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．０４〜０．２％、
Ｏ  ：０．００３％以下（０％を含まない）、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、および
Ｎｂ：０．０５〜０．１％を含有し、
残部は鉄および不可避不純物からなる肌焼鋼であり、
該肌焼鋼は、酸化物系介在物を含有し、
該酸化物系介在物は、酸化物系介在物の組成分析を行い、ＣａＯ、ＴｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3およびＳｉＯ2の質量の合計を１００％としたとき、ＣａＯとＴｉＯ2の質量の合計が８０％以上を満足するＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を含んでおり、
前記ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物の個数は、観察視野内に認められる酸化物系介在物の総数に対して６０％以上であり、且つ
このＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物のうち、ＣａＯとＴｉＯ2の合計質量に対してＴｉＯ2を６０質量％以上含有するＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物の個数分率が７５％以上であることを特徴とする被削性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼。
【請求項２】
更に、他の元素として、
Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）、および／または
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１に記載の肌焼鋼。
【請求項３】
更に、他の元素として、
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、および／または
Ｂ  ：０．００５％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１または２に記載の肌焼鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、建築機械、その他産業機械などの分野において、表面硬化熱処理される部品（例えば、歯車、シャフト類、軸受、ミクロネジなど）を製造するのに有用な鋼材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車、建築機械、その他産業機械において高強度が要求される部品は、従来、浸炭処理、窒化処理、浸炭窒化処理などの表面硬化熱処理が施されている。このような用途には、通常、ＳＣｒ鋼、ＳＣＭ鋼、ＳＮＣＭ鋼などのＪＩＳで定められた肌焼鋼が使用され、鍛造や切削などの機械加工によって所定の部品形状に成形した後、表面硬化熱処理を施し、次いで研磨などを行って製品（部品）となる。
【０００３】
近年、これら部品の製造原価の低減、リードタイムの短縮などが望まれてきており、浸炭や浸炭窒化処理を高温化することによって熱処理時間の短縮が進められている。しかし高温化すると、素材の結晶粒の粗大化が進行し、熱処理歪量が増大する。
【０００４】
素材の結晶粒の粗大化を防止するため、鋼材中に、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉなどの元素を添加し、これらの炭化物、窒化物、又は炭窒化物によるピンニング効果によって結晶粒の粗大化を抑制する技術が開発されてきた（例えば、特許文献１〜２を参照）。しかしＴｉ添加鋼は、結晶粒の粗大化防止特性に優れているものの、鋼材の硬度が上昇し、加工性（特に、冷間鍛造性）が低下するために実用化された例が少ない。
【０００５】
そこで本発明者らは、Ｔｉを添加する際にＣａを複合添加して鋼中に形成される硫化物を軟質なＭｎ・Ｃａ系硫化物とすることで、Ｔｉ含有肌焼鋼の冷間鍛造性を向上させる技術を先に提案した（特許文献３を参照）。
【０００６】
一方、Ｔｉ含有肌焼鋼は、鋼材の硬度が上昇するため、冷間鍛造性の他に、被削性（特に、工具寿命）も低下していた。ところが本発明者らが先に特許文献３で提案したＴｉ含有肌焼鋼では、冷間鍛造性は改善できているものの、工具寿命の改善については注目していなかった。
【０００７】
これに対し、特許文献４には、鋼の成分組成と有効Ｃａ濃度指数を適切に制御することによって、自動加工ラインで要求される切り屑分断性と、超硬工具を用いた切削加工での工具寿命を改善した機械構造用鋼が提案されている。しかし特許文献４には、結晶粒の粗大化防止特性を改善する点については考慮されていない。実際のところ、実施例レベルでは、Ｔｉの含有量の上限は０．０２７％であり、結晶粒の粗大化防止特性について改善の余地が残されている。
【特許文献１】特開平１０−８１９３８号公報
【特許文献２】特開２０００−６３９８３号公報
【特許文献３】特開２００５−２２０４２３号公報
【特許文献４】特開２００３−１８３７７０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、Ｔｉを含有させることによる結晶粒粗大化防止特性を損なうことなく、被削性（特に、工具寿命）を改善した肌焼鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決することができた本発明に係る肌焼鋼は、Ｃ：０．０５〜０．３％（質量％の意味。以下化学成分について同じ。）、Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０４〜０．２％、Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、およびＮｂ：０．０５〜０．１％を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなる肌焼鋼であり、該肌焼鋼は、酸化物系介在物を含有し、該酸化物系介在物は、ＣａＯとＴｉＯ2を含有する複合介在物が主体であり、この複合介在物のうち、ＴｉＯ2を６０質量％以上含有する複合介在物の個数分率が７５％以上である点に要旨を有する。
【００１０】
本発明の肌焼鋼は、更に、他の元素として、
（１）Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）、および／またはＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）、
（２）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、および／またはＢ：０．００５％以下（０％を含まない）
等の元素を含有してもよい。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、鋼中にＣａＯとＴｉＯ2を含有する複合介在物（以下、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物と呼ぶことがある）を含有させると共に、特に、ＴｉＯ2含有量の多いＴｉＯ2リッチなＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を含有させることで、肌焼鋼の被削性、特に、工具寿命を改善できる。また、本発明の肌焼鋼は、鋼中にＴｉとＮｂを併用添加しているため、ＴｉとＮｂの炭化物、或いは炭窒化物が鋼中に形成され、これらの化合物のピンニング効果によって結晶粒粗大化防止特性を確保できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明者らは、肌焼鋼の被削性、特に当該肌焼鋼を切削加工に供したときの工具寿命を改善しつつ、熱処理したときに結晶粒の粗大化を防止すべく鋭意検討を重ねてきた。その結果、肌焼鋼の工具寿命を改善するには、鋼中にＣａＯとＴｉＯ2を含有するＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を含有させると共に、特に、ＴｉＯ2含有量の多いＴｉＯ2リッチなＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を生成させればよいこと、一方、結晶粒粗大化防止特性を確保するには、鋼中にＴｉの他、Ｎｂを併用添加すればよいことを見出し、本発明を完成した。以下、本発明について詳しく説明する。
【００１３】
本発明の肌焼鋼は、酸化物系介在物として、ＣａＯとＴｉＯ2を含有するＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を含有させると共に、特に、ＴｉＯ2含有量の多いＴｉＯ2リッチなＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を含有させることで、被削性、特に工具寿命を改善することができる。
【００１４】
切削加工時には、切削に用いる工具と、切削対象となる肌焼鋼の間で摩擦熱が発生し、摩擦面の温度は８００℃程度にまで上昇する。一方、ＣａＯとＴｉＯ2を含有するＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物の融点は、おおよそ、１４５０〜１８００℃程度であり、一般に、介在物は融点の１／２程度の温度（例えば、７００〜９００℃程度）から軟化を始める。そのため、融点の比較的低い上記ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物は切削加工時の摩擦熱で軟化し、軟化したＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物が切削時に用いる工具の表面をコーティングして保護膜を形成することによって、工具寿命が長寿命化され、被削性を改善することができる。即ち、単独酸化物であるＣａＯの融点は２５７２℃程度で、ＴｉＯ2の融点は１８３８℃程度であるため、軟化を始める温度もＣａＯ：１２５０℃程度、ＴｉＯ2：９００℃程度と高く、切削加工時に発生する摩擦熱（８００℃程度）ではこれらの酸化物は軟化しない。一方、ＣａＯとＴｉＯ2を含有するＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を形成することで融点が降下するため、切削加工時の摩擦熱でＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物が軟化して工具寿命が改善されるのである。
【００１５】
本発明の肌焼鋼は、酸化物系介在物を含有させ、該酸化物系介在物を、ＣａＯとＴｉＯ2を含有するＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を主体とすることで、工具寿命改善効果が発揮される。
【００１６】
ここで、ＣａＯとＴｉＯ2を含有するＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物とは、鋼材に含まれる酸化物系介在物の組成分析を行い、ＣａＯ、ＴｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3およびＳｉＯ2の質量の合計を１００％としたとき、ＣａＯとＴｉＯ2の質量の合計が８０％以上を満足する酸化物系介在物を意味する。
〔（［ＣａＯ］＋［ＴｉＯ2］）／（［ＣａＯ］＋［ＴｉＯ2］＋［Ａｌ2Ｏ3］＋［ＳｉＯ2］）〕×１００≧８０（％）
式中、［  ］は、各酸化物系介在物の質量％を意味する。
【００１７】
主体とは、鋼材に含まれる酸化物系介在物を観察したときに、観察視野内に認められる酸化物系介在物の総数に対して、上記ＣａＯとＴｉＯ2を含有するＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物の個数が６０％以上であることを意味する。
【００１８】
但し、上記ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物は、ＴｉＯ2含有量が多く、ＴｉＯ2リッチなＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を多く含んでいる必要がある。ＴｉＯ2リッチなＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物とは、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物のうち、ＣａＯとＴｉＯ2の合計質量に対するＴｉＯ2の質量が６０％以上を満足しているＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を意味する。
〔［ＴｉＯ2］／（［ＣａＯ］＋［ＴｉＯ2］）〕×１００≧６０（％）
式中、［  ］は、各酸化物系介在物の質量％を意味する。
【００１９】
ＴｉＯ2を６０質量％以上含有することで、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物の融点が１４５０〜１８００℃程度にまで低下するからである。ＴｉＯ2リッチなＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物に含まれるＴｉＯ2は６５質量％以上であることが好ましく、より好ましくは７０質量％以上である。ＴｉＯ2含有量の上限は特に限定しないが、ＣａＯとＴｉＯ2の複合介在物を構成するには、ＴｉＯ2は１００質量％未満である。ＴｉＯ2は９５質量％以下であることが好ましく、より好ましくは９０質量％以下、更に好ましくは８５質量％以下である。
【００２０】
鋼に含まれる酸化物系介在物の成分組成、およびＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物に占めるＴｉＯ2量は、次の手順で算出すればよい。鋼材の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０ｍｍ×１０ｍｍの視野で観察し、視野内に認められる酸化物系介在物の成分組成をＳＥＭに付属しているＥＤＳ（エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置）で分析する。成分組成は、ＣａＯ、ＴｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3およびＳｉＯ2について分析し、質量の合計を１００％とする。酸化物系介在物の観察個数は、例えば、２０個以上とすればよい。分析結果から、ＣａＯとＴｉＯ2の質量が８０％以上のＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を選び、当該ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物に占めるＴｉＯ2の割合を算出し、平均値を算出すればよい。詳細は下記実施例の項に記載する。
【００２１】
なお、ＴｉＯ2を６０質量％以上含有するＴｉリッチなＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物の個数分率は、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物の総数に対して７５％以上とする。鋼材中にＴｉＯ2が６０質量％未満で、ＣａＯが多いＣａＯリッチなＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を多少含んでいても、ＴｉＯ2リッチなＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を主体として含有することで、融点の低い複合介在物が多くなり、工具寿命が改善されるからである。ＴｉＯ2リッチなＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物の個数分率は、８０％以上であることが好ましく、より好ましくは８５％以上である。
【００２２】
本発明の肌焼鋼は、酸化物系介在物として、ＴｉＯ2とＣａＯを含有するＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を主体として含有するものであるが、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物以外の酸化物系介在物として、例えば、Ａｌ2Ｏ3、ＴｉＯ2、ＣａＯ、ＳｉＯ2などの単独酸化物や、ＣａＯとＴｉＯ2の複合酸化物、ＣａＯとＳｉＯ2の複合酸化物、ＣａＯとＡｌ2Ｏ3と２ＳｉＯ2の複合酸化物（アノーサイト）などを含有していてもよい。
【００２３】
ところで肌焼鋼には、強度を高めるために、浸炭処理、窒化処理、浸炭窒化処理などの表面硬化熱処理が施されるが、表面硬化熱処理時に素材の結晶粒が粗大化すると、熱処理歪量が増大する。そこで本発明者らは、上述したように、特許文献３に、肌焼鋼にＴｉを含有させることによって、結晶粒の粗大化を防止する技術を先に提案している。Ｔｉは、鋼材中のＮやＣと結びついて、炭化物や窒化物、或いは炭窒化物を生成し、これらの化合物がピンニングの起点となり、表面硬化熱処理時に加熱されたときに結晶粒が成長するのを抑制するのに作用する。
【００２４】
本発明の肌焼鋼においても、Ｔｉを含有させることで、こうしたピンニング効果による結晶粒の粗大化防止特性が発揮されるのであるが、本発明の肌焼鋼では、上述したように、Ｔｉを鋼中にＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物として生成させているため、Ｔｉの炭化物や窒化物、または炭窒化物量が少なくなり、結晶粒粗大化防止効果が充分に発揮されないことが判明した。
【００２５】
そこで本発明では、Ｔｉの他に、Ｎｂを併せて含有させることが重要である。Ｎｂを含有させることで、Ｎｂの炭化物や窒化物、或いは炭窒化物が生成し、これらの化合物がピンニングの起点となり、表面硬化熱処理時に加熱されたときに結晶粒が成長するのを抑制するのに作用するからである。こうしたピンニング作用は、一般的な鋼材では、ＡｌＮがその役目を果たすが、本発明の肌焼鋼では、後述するように、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を積極的に生成させるために、Ｔｉよりも脱酸能が高いＡｌ含有量を少なくする必要がある。従って本発明の肌焼鋼では、ＡｌＮによるピンニング効果は期待できない。また、単純にＴｉ量を増大させると、過剰なＴｉがＴｉＮやＴｉＳ、Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2等のＴｉ系介在物を形成し、冷間鍛造性が悪くなる。
【００２６】
こうしたことから本発明では、Ｔｉを０．０４〜０．２％、Ｎｂを０．０５〜０．１％の範囲で含有する。
【００２７】
ＴｉとＮｂは、鋼材中のＮやＣと結びついて、ＴｉまたはＮｂの単独炭化物や単独窒化物、または単独炭窒化物、或いはＴｉとＮｂの複合炭化物、複合窒化物、複合炭窒化物を生成し、これらの化合物が、表面硬化熱処理時に加熱されたときに結晶粒が成長するのを抑制するのに作用する。
【００２８】
またＴｉは、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を生成し、工具寿命を改善するのに作用する。従ってＴｉは０．０４％以上、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．０５５％以上とする。しかしＴｉが過剰になると、単独のＴｉＯ2介在物が生成し、被削性が劣化する他、粗大なＴｉＮ、ＴｉＳ、Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2等のＴｉ系介在物が生成しやすくなり、冷間鍛造性が劣化する。従ってＴｉは０．２％以下、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０９％以下とする。
【００２９】
Ｎｂが０．０５％を下回ると、Ｎｂの炭化物や窒化物、または炭窒化物等の化合物量が少なくなり、表面硬化熱処理時に加熱されたときに結晶粒が成長するのを抑制することができない。従ってＮｂは０．０５％以上、好ましくは０．０５５％以上、より好ましくは０．０６％以上とする。しかしＮｂが過剰になると、Ｎｂの炭化物、窒化物、または炭窒化物が粗大化し、被削性が劣化する。従ってＮｂは０．１％以下、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下とする。
【００３０】
本発明の肌焼鋼は、上記範囲でＴｉとＮｂを含有する他、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）、およびＣａ：０．０００１〜０．０２％、を含有するものである。
【００３１】
Ｃは、本発明の肌焼鋼を表面硬化熱処理して部品としたときに必要な芯部硬さを確保する上で重要な元素である。Ｃが０．０５％未満では硬さ不足となり、部品としての静的強度が不足する。従ってＣは０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上、特に０．１７％以上とする。しかしＣが過剰になると、部品としたときの硬さが過度に高くなり過ぎて冷間鍛造性や被削性が低下する。従ってＣは０．３％以下、好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．２３％以下とする。
【００３２】
Ｓｉは、脱酸剤として使用される元素である。特に本発明では、Ａｌキルド鋼とするために、Ｓｉ脱酸を行う必要があり、鋼材中に必ず残存する元素である。しかしＳｉが過剰になると硬くなり過ぎて被削性や冷間鍛造性が低下する。従ってＳｉは２％以下、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．０％以下、特に０．５％以下とする。一方、Ｓｉは焼戻し処理時の硬さ低下を抑制する作用を有しているため、本発明の肌焼鋼を表面硬化熱処理したときの表層硬さを確保するのに有効に作用する元素である。こうした効果はＳｉ量が多くなるにつれて顕著となるが、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上、特に０．２％以上とすることが推奨される。
【００３３】
Ｍｎも脱酸剤として使用される元素であり、鋼材中に必ず残存する元素である。しかしＭｎが２％を超えて過剰になると、中心偏析が顕著となって逆に内部品質が劣化すると共に、縞状組織が形成され、材質のバラツキが大きくなる結果、衝撃特性が低下する。従ってＭｎは、２％以下、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．０％以下とする。一方、Ｍｎは表面硬化熱処理における焼入れ（例えば、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れなど）時の焼入れ性を向上させる作用を有している。こうした効果はＭｎ量が多くなるにつれて顕著となるが、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．３％以上、特に０．４％以上とすることが推奨される。
【００３４】
Ｐは、鋼材に不可避的に含まれる元素であり、結晶粒界に偏析して部品の耐衝撃特性を低下させる元素である。従ってＰは０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。Ｐはできるだけ低減することが好ましい。
【００３５】
Ｓは、鋼材に不可避的に含まれる元素であるが、Ｍｎと結合してＭｎＳ系介在物を生成し、鋼の被削性を改善するために有用に作用する。従ってＳは０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１２％以上とする。しかしＳが過剰になると、鋼材中にＴｉ系硫化物（例えば、ＴｉＳ、Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2など）が生成して被削性や冷間鍛造性が低下する。従ってＳは０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２５％以下とする。
【００３６】
Ｃｒは、表面硬化熱処理における焼入れ（例えば、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れなど）時の焼入れ性を向上させる作用を有している。Ｃｒは０．２％以上であることが好ましく、より好ましくは０．３％以上、特に０．６％以上とする。しかしＣｒが過剰になると、鋼材が硬くなり過ぎて被削性が低下する。従ってＣｒは２％以下、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．５％以下とする。
【００３７】
Ａｌは、通常、脱酸剤として添加される元素であるが、Ａｌが０．０１％を超えるとＡｌ2Ｏ3が生成し、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物が生成しないため、本発明では、Ａｌを０．０１％以下とする。好ましくは０．００８以下、より好ましくは０．００７％以下とする。Ａｌはできるだけ低減することが推奨される。
【００３８】
Ｎは、鋼材に不可避的に含まれる元素であるが、Ｎが過剰になると粗大なＴｉＮ介在物が生成し、冷間鍛造性が低下する。従ってＮは０．０３％以下、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。
【００３９】
Ｏ（酸素）は鋼材に不可避的に含まれる元素であるが、ＴｉやＣａと結合してＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を生成し、工具寿命を改善するのに作用する。しかしＯが過剰になると、酸化物系介在物が粗大化して冷間鍛造性や衝撃特性が低下する。従ってＯは０．００３％以下、好ましくは０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下とする。
【００４０】
Ｃａは、Ｏと結合してＣａＯを生成し、更にＴｉＯ2と結合してＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を生成して工具寿命を改善するのに必要な元素である。従ってＣａは０．０００１％以上、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上とする。しかしＣａが過剰になると、単独のＣａＯ介在物が生成し、工具寿命を改善することができない。従ってＣａは０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．００６％以下、更に好ましくは０．００３％以下、特に０．００１５％以下とする。
【００４１】
本発明の肌焼鋼は、上記元素を含有するものであり、残部は、鉄および不可避不純物である。
【００４２】
本発明の肌焼鋼は、必要に応じて、更に他の元素として、
（１）ＮｉやＣｕなどの耐食性向上元素、
（２）ＭｏやＢなどの焼入れ性向上元素、
等を含有してもよい。なお、耐食性向上元素と焼入れ性向上元素は、単独で、または適宜組み合わせて用いることができる。
【００４３】
［（１）Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）および／またはＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）］
ＮｉとＣｕは、鋼材の耐食性を向上させる元素であり、これらの元素量が多くなるにつれてその耐食性向上効果は顕著となる。特にＮｉは、鋼材の耐衝撃性を向上させる作用も有している。従ってＮｉは、例えば、０．３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．５％以上である。Ｃｕは、例えば、０．０５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１％以上である。しかしＮｉが過剰になるとコスト高となる。従ってＮｉは３％以下、好ましくは２％以下、より好ましくは１．５％以下とする。一方、Ｃｕが過剰になると熱間延性が劣化する。従ってＣｕは０．５％以下、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下とする。ＮｉとＣｕは、単独で、または組み合わせて用いることができる。
【００４４】
［（２）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）および／またはＢ：０．００５％以下（０％を含まない）］
ＭｏとＢは、表面硬化熱処理における焼入れ（例えば、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れなど）時の焼入れ性を向上させる作用を有している元素であり、これらの元素量が多くなるにつれてその耐食性向上効果は顕著となる。
【００４５】
特にＭｏは、表面硬化熱処理時に不完全焼入れ層が生成するのを防止し、部品の表面硬さを確保するのに作用する元素である。従ってＭｏは、例えば、０．１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１３％以上である。しかしＭｏを過剰に含有してもその効果は飽和し、コスト高となる。また、素材が硬くなり過ぎるため被削性が低下する。従ってＭｏは１％以下、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．４５％以下とする。
【００４６】
一方、Ｂは結晶粒界を強化し衝撃強度を高める作用も有している元素である。従ってＢは、例えば、０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０００８％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。しかしＢが過剰になると、熱間圧延性が劣化し、製造するのが困難となる。従ってＢは０．００５％以下、好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下とする。ＭｏとＢは、単独で、または組み合わせて用いることができる。
【００４７】
本発明の肌焼鋼は、上記要件を満足するものであり、その製造方法については特に限定されるものではないが、例えば、次の方法を採用すれば上記肌焼鋼を製造できる。
【００４８】
本発明の肌焼鋼を製造するには、
（ａ）溶鋼にＳｉを添加して脱酸した後、
（ｂ）ＴｉとＣａ以外の成分組成を調整し、
（ｃ）溶存酸素を３０〜５０ｐｐｍ（質量基準。以下同じ。）に調整した溶鋼に、ＴｉとＣａをこの順で添加すると共に、
（ｄ）Ｔｉを添加してからＣａを添加するまでの時間を５分以内とすればよい。
以下、（ａ）〜（ｄ）の順を追って説明する。
【００４９】
（ａ）  ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を形成するために、本発明では、溶鋼にＳｉを添加して脱酸する必要がある。Ａｌを添加して脱酸すると、溶鋼中にＡｌが多く残存し、このＡｌはＴｉよりも脱酸能力が高いため、溶鋼中の酸素を消費してしまう。従って溶鋼中の酸素量不足となり、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を形成することが難しくなる。
【００５０】
（ｂ）  Ｓｉ脱酸した後は、ＴｉとＣａ以外の成分組成を調整する。後述するように、ＴｉとＣａの添加を出鋼直前とすることで、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を形成することができるからである。
【００５１】
（ｃ）  ＴｉとＣａ以外の成分組成を調整した後は、必要に応じて更にＳｉを添加して脱酸し、溶鋼の溶存酸素を３０〜５０ｐｐｍに調整したうえで、ＴｉとＣａをこの順で添加する。
【００５２】
Ｔｉを添加する直前における溶鋼の溶存酸素量が３０ｐｐｍ未満では、酸素量不足となり、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物の生成量が少なくなるため、工具寿命を改善することができない。溶存酸素量は３０ｐｐｍ以上、好ましくは３２ｐｐｍ以上、より好ましくは３４ｐｐｍ以上とする。しかしＴｉを添加する直前における溶鋼の溶存酸素量が５０ｐｐｍを超えると、酸素量過多となり、Ｔｉを添加したときに粗大なＴｉＯ2が生成して鋼の疲労強度が低下する。従って溶存酸素量は５０ｐｐｍ以下、好ましくは４８ｐｐｍ以下、より好ましくは４６ｐｐｍ以下とする。
【００５３】
本発明では、溶存酸素量を上記範囲に調整した溶鋼に、ＴｉとＣａをこの順で添加することが重要である。ＴｉとＣａをこの順で添加することで、鋼材中にＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を形成することができ、工具寿命を延長することができる。なお、Ｃａを添加した後でＴｉを添加すると、Ｃａが鋼中に充分に留まらず、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物を形成させることができない。
【００５４】
（ｄ）  Ｔｉを添加してからＣａを添加するまでの時間は、５分以内とする。溶鋼にＴｉを添加した後、時間が経過するにつれて溶鋼中の酸素量が消費されてＴｉＯ2が粗大化し、ＣａＯが形成されないため、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物が形成されない。従ってＴｉを添加してからＣａを添加するまでの時間は５分以外とし、好ましくは４分以内、より好ましくは３分以内とする。
【００５５】
なお、Ｃａを添加してから出鋼を開始するまでの時間は極力短くすることが望ましい。Ｃａは溶鋼に溶解し難いため、Ｃａを添加してから出鋼を開始するまでの時間が長くなると、Ｃａが蒸発して鋼材における歩留まりが悪くなるため、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物が形成されないからである。
【実施例】
【００５６】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００５７】
小型の真空高周波誘導溶解炉（ＶＩＦ溶製炉）を用いて下記表１に示す成分組成の鋼塊（鋼種Ａ〜Ｏ）を約１００ｋｇ作製した。
【００５８】
各鋼塊の成分組成は、溶鋼にＳｉを添加して脱酸し、溶存酸素量を調整しながらＴｉとＣａ以外の合金元素を添加して成分調整を行った。次いで、更にＳｉを添加して溶存酸素量を下記表２に調整した後、ＴｉとＣａをこの順で添加し、Ｃａを添加した後、出鋼して鋳造を開始した。このときＴｉを添加する直前の溶存酸素量と、Ｔｉを添加してからＣａを添加するまでの時間を調整することで、酸化物系介在物の組成を制御した。下記表２に、Ｔｉを添加する直前の溶存酸素量（ｐｐｍ）と、Ｔｉを添加してからＣａを添加するまでの時間（分）を示す。なお、下記表２のＮｏ．２，３，５，６，９，１１，１３，１５については、Ｃａを添加してからＴｉを添加したため、Ｔｉを添加する直前の溶存酸素量と、Ｔｉを添加してからＣａを添加するまでの時間は測定していない。
【００５９】
得られた鋼塊を１２００℃に加熱した後、鍛造し、φ８０ｍｍの棒状に成形した。
【００６０】
次に、金属組織を均質化するために、１２５０℃で３０分の溶体化熱処理を行った後、放冷し、実機圧延を模擬するために９００℃で１時間保持した後、放冷して室温まで冷却した。
【００６１】
得られたφ８０ｍｍの棒材を長さ３５０ｍｍに切断したものを介在物観察用試験片、被削性評価用試験片として用いた。介在物の観察と被削性の評価は下記手順で行った。
【００６２】
また、得られたφ８０ｍｍの棒材を球状化焼鈍した後、Ｄ／４位置（Ｄは棒材の直径）からφ８ｍｍ×長さ１２ｍｍの円柱状の試験片を切り出し、これを結晶粒粗大化防止特性評価用試験片として用いて下記手順で結晶粒粗大化防止特性を評価した。
【００６３】
＜介在物の観察方法＞
上記介在物観察用試験片のＤ／４位置（Ｄは試験片の直径）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０ｍｍ×１０ｍｍの視野で観察した。視野内に認められる酸化物系介在物のうち、円相当直径が約２μｍ以上の酸化物系介在物を任意に２０個を選択し、選択した酸化物系介在物の成分組成をＳＥＭに付属しているＥＤＳ（エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置）で分析した。
【００６４】
酸化物系介在物と酸化物系以外の介在物（例えば、硫化物系介在物や窒化物系介在物）は、目視で区別した。酸化物系介在物は円形に近いが、窒化物系介在物は角張った形状であり、目視で区別できた。また、光学顕微鏡で観察すると、酸化物系介在物は薄い灰色であったが、窒化物系介在物は薄いピンク色として観察されたため目視で区別できた。硫化物系介在物は伸展していたため、酸化物系介在物とは目視によって区別できた。但し、目視によって硫化物系介在物と酸化物系介在物が区別し難い場合は、介在物をＳＥＭに付属しているＥＤＳで硫黄の有無を分析し、硫黄の含有量が５質量％以上の介在物を硫化物系介在物として酸化物系介在物と区別した。また、酸化物と硫化物が複合している場合や、酸化物と窒化物が複合している場合は、酸化物の部分のみを分析した。
【００６５】
分析結果から、ＣａＯとＴｉＯ2を含有するＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物が鋼中に存在している場合を「有」、存在していない場合を「無」と判定し、判定結果を下記表２に示す。なお、ＣａＯとＴｉＯ2を含有するＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物とは、鋼材に含まれる酸化物系介在物の組成分析を行い、ＣａＯ、ＴｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3およびＳｉＯ2の質量の合計を１００％としたとき、ＣａＯとＴｉＯ2の質量の合計が８０％以上を満足する酸化物系介在物を意味する。
【００６６】
分析結果から、主体となっていた酸化物系介在物の種類を下記表２に示す。主体とは、成分組成を分析した酸化物系介在物の個数（２０個）に対して、最も多い酸化物系介在物の個数が６０％以上であることを意味する。下記表２において、Ａｌ2Ｏ3、ＴｉＯ2、ＣａＯ、ＳｉＯ2は、夫々単独介在物として観察されたことを意味し、ＣａＯ−ＴｉＯ2、ＣａＯ−ＳｉＯ2は、夫々複合介在物として観察されたことを意味する。アノーサイトとは、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−２ＳｉＯ2の複合介在物が観察されたことを意味する。
【００６７】
また、成分組成を分析した酸化物系介在物の個数（２０個）に対するＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物の個数分率を算出した。算出結果を下記表２に示す。
【００６８】
また、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物が存在している場合は、ＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物のうち、ＣａＯとＴｉＯ2の合計質量に対するＴｉＯ2の質量が６０％以上を満足しているＴｉＯ2リッチなＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物の個数分率を算出した。算出した結果を下記表２に示す。
【００６９】
また、ＴｉＯ2リッチなＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物の個数分率に基づいて、次の基準で判定を行った。判定結果を下記表２に示す。
【００７０】
《判定基準》
○（合格）  ：ＴｉＯ2を６０質量％以上含有するＴｉＯ2リッチなＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物の個数分率が７５％以上である。
×（不合格）：ＴｉＯ2を６０質量％以上含有するＴｉＯ2リッチなＣａＯ−ＴｉＯ2複合介在物の個数分率が７５％未満である。
【００７１】
＜被削性の評価＞
被削性は、被削試験によって評価した。被削試験は、試験機としてＮＣ旋盤を用い、上記被削性評価用試験片（φ８０ｍｍ×長さ３５０ｍｍの試験片）を旋盤加工して行った。このとき用いた工具の逃げ面における摩耗量（ＶＢ）の経時変化を測定し、ＶＢ＝０．２ｍｍとなるまでの切削時間を測定し、測定結果を下記表３に示す。被削試験の詳細な条件は次の通りである。被削性は、下記基準で評価し、評価結果を下記表３に示す。
【００７２】
《被削試験の条件》
工具        ：Ｐ１０
切削速度    ：２００ｍ／ｍｉｎで、周速一定
切削油      ：なし（乾式）
切り込み量  ：１．５ｍｍ
送り量      ：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ
工具寿命判定：ＶＢ＝０．２ｍｍ
【００７３】
《被削性の評価基準》
下記表３のうち、Ｎｏ．１〜９（鋼種Ａ〜Ｉ）については、Ｎｏ．２（鋼種Ｂ）における切削時間を基準として、切削時間が長くなった場合を工具寿命が延長されており被削性良好（評価○）、切削時間が短くなった場合を工具寿命が短くなっており被削性不良（評価×）として評価した。
【００７４】
Ｎｏ．１０とＮｏ．１１（鋼種ＪとＫ）、Ｎｏ．１２とＮｏ．１３（鋼種ＬとＭ）、Ｎｏ．１４とＮｏ．１５（鋼種ＮとＯ）、については、夫々、Ｎｏ．１１（鋼種Ｋ）、Ｎｏ．１３（鋼種Ｍ）、Ｎｏ．１５（鋼種Ｏ）を基準として、上記基準で被削性を評価した。
【００７５】
＜結晶粒粗大化防止特性の評価＞
上記結晶粒粗大化防止特性評価用試験片（φ８ｍｍ×長さ１２ｍｍの円柱状の試験片）を圧縮率７０％で冷間圧縮加工した後、温度９５０℃、９７５℃、１０００℃、１０２５℃または１０５０℃の各温度で３時間保持し、水冷後の結晶粒度を調べた。結晶粒度の観察は圧縮加工された試験片の断面で行い、結晶粒が粗大（ＪＩＳで規定される粒度番号が４番以下）とならなかった最高の温度を求めた。この温度が高い程、結晶粒の粗大化防止特性に優れており、この温度が１０００℃以上の場合を結晶粒粗大化防止特性に優れている（評価○）、９７５℃以下の場合を結晶粒粗大化防止特性が劣っている（評価×）として評価した。なお、９７５℃は、通常の浸炭処理の最高温度程度である。
【００７６】
表１〜表３から次のように考察できる。Ｎｏ．１、１０、１２、１４は、いずれも本発明で規定する要件を満足する例であり、工具寿命を延長することができ、被削性を改善できている。また、結晶粒の粗大化防止特性にも優れている。
【００７７】
一方、Ｎｏ．２〜９、１１、１３、１５は、いずれも本発明で規定する要件を満足しない例であり、工具寿命を改善できていないか、結晶粒粗大化防止特性を向上させることができていない。
【００７８】
【表１】
0005323369.tif 000002
【００７９】
【表２】
0005323369.tif 000003
【００８０】
【表３】
0005323369.tif 000004